CN102803543B - 高强度热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供一种具有低YP、良好的延伸凸缘性和优良的耐腐蚀性的高强度热镀锌钢板及其制造方法。以质量％计，含有C：超过0.015％且低于0.10％、Si：0.5％以下、Mn：1.0％以上且1.9％以下、P：0.015％以上且0.050％以下、S：0.03％以下、sol.Al：0.01％以上且0.5％以下、N：0.005％以下、Cr：低于0.40％、B：0.005％以下、Mo：低于0.15％、V：0.4％以下、Ti：低于0.020％，并且满足2.2≤[Mneq]≤3.1、[％Mn]+3.3[％Mo]≤1.9及([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)＜3.5。钢组织具有铁素体和第二相，第二相的体积率为2～12％，并且第二相包含体积率为1～10％的马氏体和体积率为0～5％的残余γ。

Description

高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及经冲压成形工序而用于汽车、家电等中的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
以往以来，对于发动机罩、车门、后行李箱盖、后门、挡泥板等要求优良的抗凹性的汽车外板而言，一直应用TS：340MPa级BH钢板(烧结硬化型钢板，以下称为340BH)。340BH是一种在C低于0.01％的极低碳钢中通过添加Nb、Ti等碳氮化物形成元素来控制固溶C量、并且利用Si、Mn、P进行固溶强化的铁素体单相钢。近年来，车身轻量化的需求进一步提高，正推进研究：通过使这些应用340BH的外板进一步高强度化来使钢板薄壁化；在相同的板厚下减少R/F(加强件：内侧的加强部件)；以及使烧结涂装工序的温度降低、时间缩短等。
然而，如果通过在现有的340BH中进一步大量添加Si、Mn、P来谋求高强度化，则由于YP增加，冲压成形品的抗变形性显著变差。此处，变形是指在门把手部的外周等处容易产生的冲压成形面的微小褶皱、波纹状的情形。变形会严重损害汽车的外观质量，因此，对于应用于外板的钢板，要求在提高冲压品强度的同时，冲压成形前的屈服应力具有与现有的340BH接近的较低的YP。
此外，在该部件的冲压成形中，为了与内部部件的接合而在凸缘部进行弯曲加工，但是，如果进行剪切或冲裁加工后的坯件端面的延展性即所谓延伸凸缘成形性不充分，则在端面会产生裂缝。例如，由340BH进行高张力化(ハイテン化)后延伸凸缘性降低时，在对后门的外周部或车门的窗框开口部的凸缘部进行卷边加工时、或者对挡泥板向侧板的连接部的凸缘端部进行弯曲加工时，在凸缘端面经常会产生裂缝。因此，用于上述用途的钢板需要具有优良的延伸凸缘性。
而且，用于汽车的钢板还要求具有优良的耐腐蚀性。例如，对于车门、发动机罩、后行李箱盖等部件的卷边加工部或点焊周边部的钢板相互密接，电镀涂装时的化学转化被膜难以附着，因此容易生锈。特别是，在水容易滞留、长时间曝露于湿润气氛中的发动机罩前方的拐角部和车门下部的拐角部，经常产生由铁锈引起的穿孔。而且，近年来，车身制造商一直在推进研究提高车身的防锈性能，将耐穿孔寿命从现有的10年延长到12年，钢板具有充分的耐腐蚀性是必不可少的。
基于这样的背景，例如，在专利文献1中，公开了一种制备高强度钢板的方法，该方法通过在C为0.020％以下的钢中，控制Ti量以使Ti(％)/C(％)≥4.0，进而大量添加Si、Mn、P，由此得到340～490MPa级的高强度钢板。
此外，在专利文献2中，公开了一种制备合金化镀锌钢板的方法，该方法通过对含有C：0.005～0.15％、Mn：0.3～2.0％、Cr：0.023～0.8％的钢退火后的冷却速度进行优化，使主要由铁素体和马氏体组成的复合组织形成，从而得到兼具低屈服应力(YP)和高延展性(El)的合金化镀锌钢板。
此外，在专利文献3中，公开了一种制备钢板的方法，该方法通过使含有C：0.02～0.033％、Mn：1.5～2.5％、Cr：0.03～0.5％、Mo：0～0.5％的钢中Mn、Cr、Mo的总量为1.8～2.5％，得到YP在300MPa以下，并且延展性(El)或延伸凸缘成形性(扩孔率、λ)优良的钢板。
在专利文献4中，公开了一种制备高强度热镀锌钢板的方法，该方法通过使含有C：0.02～0.14％、Mn：1.3～3.0％、Cr：0.3～1.5％的钢中Mn和Cr的总量为2.0～3.5％，并且使钢板的金属组织形成以面积率计由50％以上的铁素体相和3～15％的贝氏体及5～20％的马氏体组成的复合组织，从而得到具有440～590MPa级的拉伸强度、且延伸凸缘成形性(扩孔率、λ)优良的高强度热镀锌钢板。
在专利文献5中，公开了一种制备钢板的方法，该方法通过使含有C：0.02～0.08％、Mn：1.0～2.5％、P：0.05％以下、Cr：超过0.2％且在1.5％以下的钢中Cr/Al为30以上，得到具有低屈服比、高BH和优良的耐常温时效性的钢板。
在专利文献6中，公开了一种制备钢板的方法，该方法通过将含有C：0.01％以上且低于0.040％、Mn：0.3～1.6％、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下的钢退火后，以3～20℃/s的冷却速度冷却至550～750℃的温度，再以100℃/s以上的冷却速度冷却至200℃以下的温度，从而得到具有低YR和高烧结硬化性的钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特公昭57-57945号公报
专利文献2：日本特公昭62-40405号公报
专利文献3：日本专利第3613129号公报
专利文献4：日本特开平8-134591号公报
专利文献5：日本特开2008-19502号公报
专利文献6：日本特开2006-233294号公报
发明内容
发明所要解决的问题
然而，上述专利文献1中记载的钢板是用Ti来固定C的IF钢，是一种铁素体单相钢，因此，不得不有效利用Si、Mn、P的固溶强化作为强化机制，由于大量添加这些元素，导致YP增加，镀层外观质量和耐粉化性显著变差。
此外，对于专利文献2、3中记载的方法，得到的是使主要由马氏体构成的第二相适量分散于铁素体组织中的钢，与现有的IF钢等固溶强化钢相比，其YP降低。但是，在车门等部件中，将这些钢进行冲压成形时，变形的发生量较大的钢板比现有的340BH多，需要进行进一步的低YP化。而且，经常会发现在将凸缘端部弯曲成形后产生裂缝的钢，因此，也有必要进一步改善延伸凸缘性。而且，本发明人调查了这些钢在发动机罩和车门等实际部件中的耐腐蚀性，结果发现，实施例中记载的数个钢板在钢板相互密接的部位的耐腐蚀性比现有的340BH显著变差。而且，在这些实施例中记载的大部分钢板中，大量添加了Cr、Mo等昂贵的元素，导致这些钢板的成本显著增加。
此外，专利文献4中记载的钢有效利用了贝氏体作为钢板组织，因此，其YP较高，无法得到充分的抗变形性。而且还发现，与上述钢板相同，实施例中记载的大部分钢板的耐腐蚀性不充分。
由于专利文献5中记载的钢积极地使用了Cr，因此，其具有较低的YP和高扩孔性。但是，发现实施例中记载的大部分钢板的耐腐蚀性同样地不充分。而且，在这些钢板中，添加了大量Cr、Mo等昂贵的元素，导致这些钢板的成本增加。
此外，专利文献6中记载的方法需要在退火后急速冷却，因此，虽然可以适用于不实施镀覆处理的连续退火线(CAL)，但在原理上难以适用于退火后的冷却中浸渍到保持在450～500℃的镀锌浴中实施镀覆处理的现有的连续热镀锌线(CGL)。
因此，在现有技术中，无法得到满足良好的耐腐蚀性、低YP和优良的延伸凸缘成形性的全部条件的热镀锌钢板。
本发明是为了解决上述问题而完成的，其目的在于提供一种不需要大量添加Mo和Cr等昂贵的元素，而具有优良的耐腐蚀性、低YP和良好的延伸凸缘性的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人以现有的屈服强度低的复合组织钢板为对象，对改善耐腐蚀性，并确保即使不使用昂贵的元素也同时具有低YP和优良的延伸凸缘性的方法进行了深入研究，得到了以下结论。
(I)对于由铁素体和第二相组成的复合组织钢而言，为了进行高λ化，需要形成铁素体+贝氏体、铁素体+马氏体、铁素体+残余γ中的任意一种组织，特别是对于含有马氏体的钢而言，与硬质马氏体邻接生成的珠光体对延伸凸缘性具有显著的不利影响，因此，对于这种组织的钢而言，通过充分减少珠光体来显著提高延伸凸缘性。
(II)为了在进行高λ化的同时进行低YP化，需要形成上述组织中主要由铁素体和马氏体组成的组织或在其中含有少量残余γ的组织。即，由于贝氏体具有使YP升高的作用，需要将其与珠光体一样充分减少。此外，对于马氏体而言，通过使其少量分散可显著降低YP，因此需要使其含量以体积率计为1～10％。残余γ对YP的影响较小，因此可使其含量以体积率计为5％以下。但是，仅通过这些不能得到具有充分的抗变形性的钢，为了在保持优良的延伸凸缘成形性的同时进一步进行低YP化，需要进一步使马氏体和残余γ均匀粗大地分散在晶界三相点。
(III)为了提高耐腐蚀性，需要使Cr低于0.40％并且优化Mn、P的含量。
将下述Mn当量设定为2.2以上的高值，同时抑制Mn、Mo、Cr的添加量并积极地使用P、B，并且将退火时的加热速度控制在低于5.0℃/sec，通过这些来实现I～III。
即，在390～590MPa级的复合组织钢中，从使耐腐蚀性提高至相当于软钢或340BH的观点出发，至少需要控制Cr低于0.40％。但是，降低Cr会使Mn当量过低，产生珠光体而使延伸凸缘成形性显著变差，在降低了Cr的钢中添加大量Mn、Mo时，铁素体晶粒及马氏体晶粒过度微细化，YP显著升高，因此，不能同时具备良好的耐腐蚀性和良好的机械特性。与此相反，P(磷)和B(硼)具有使第二相均匀粗大地分散的作用。而且，退火过程中加热速度的降低也具有使第二相均匀地分散的作用。此外，Mn和P具有稍稍提高耐腐蚀性的作用。因此，通过将Mn、Mo、Cr的添加量控制在预定范围内，同时添加P、B，并降低退火过程的加热速度，可以得到满足良好的耐腐蚀性、低YP、高延伸凸缘性的全部条件的钢。而且，由于无需添加大量Mo和Cr等昂贵的元素，可以廉价地进行制造。
本发明是基于上述见解而完成的，其主要内容如下所述。
[1]一种高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为钢的成分组成，以质量％计，含有C：大于0.015％且小于0.10％、Si：0.5％以下、Mn：1.0％以上且1.9％以下、P：0.015％以上且0.050％以下、S：0.03％以下、sol.Al：0.01％以上且0.5％以下、N：0.005％以下、Cr：小于0.40％、B：0.005％以下、Mo：小于0.15％、V：0.4％以下、Ti：小于0.020％，而且满足2.2≤[Mneq]≤3.1及[％Mn]+3.3[％Mo]≤1.9、([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)＜3.5，余量由铁及不可避免的杂质组成，作为钢的组织，具有铁素体和第二相，第二相的体积率为2～12％，且第二相包含体积率为1～10％的马氏体和体积率为0～5％的残余γ，而且第二相中马氏体及残余γ的体积率的比率为70％以上，第二相体积率中存在于晶界三相点的第二相的体积率的比率为50％以上。
其中，[Mneq]、B*由下述式表示：[Mneq]＝[％Mn]+1.3[％Cr]+
8[％P]+150B*+2[％V]+3.3[％Mo]、B*＝[％B]+[％Ti]/48×10.8×0.9+[％Al]/27×10.8×0.025，[％Mn]、[％Cr]、[％P]、[％B]、[％Ti]、[％Al]、[％V]、[％Mo]分别表示Mn、Cr、P、B、Ti、sol.Al、V、Mo的含量，当[％B]＝0时设B*＝0，B*≥0.0022时，设B*＝0.0022。
[2]根据[1]所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，满足([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)＜2.8。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有Nb：小于0.02％、W：0.15％以下及Zr：0.1％以下中的至少一种。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Ca：0.01％以下、Ce：0.01％以下、La：0.01％以下及Mg：0.01％以下中的至少一种。
[5]根据[1]至[4]中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有Sn：0.2％以下及Sb：0.2％以下中的至少一种。
[6]一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有权利要求1～5中任一项所述成分组成的钢坯进行热轧及冷轧，然后，在连续热镀锌线CGL中，在680～750℃的范围内以低于5.0℃/秒的平均加热速度进行加热，然后在750℃以上且830℃以下的退火温度下进行退火，以从所述退火温度开始至浸渍到镀锌浴中时为止的平均冷却速度为2～30℃/秒、并且使480℃以下的温度范围的保持时间为30秒以下的方式进行冷却，然后浸渍到镀锌浴中进行镀锌，镀锌后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却至300℃以下，或者镀锌后进一步实施镀层的合金化处理，合金化处理后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却至300℃以下。
发明效果
根据本发明，可以以低成本制造耐腐蚀性优良、YP低、延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板。本发明的高强度热镀锌钢板兼具优良的耐腐蚀性、优良的抗变形性和优良的延伸凸缘性，因此可以实现汽车部件的高强度化、薄壁化。
附图说明
图1是表示YP与P含量的关系的图。
图2是表示扩孔率λ与P含量的关系的图。
图3是表示YP与([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)的关系的图。
图4是表示YP、TS×λ与[％Mn]+3.3[％Mo]、1.3[％Cr]+8[％P]+150B*的关系的图。
图5是表示YP、扩孔率λ与退火时680～750℃范围的平均加热速度的关系的图。
具体实施方式
以下将对本发明进行详细说明。需要说明的是，表示成分的量的％在未做特别说明的情况下意味着质量％。
1)钢的成分组成
Cr：低于0.40％
在本发明中，Cr是需要严格控制的重要元素。即，一直以来，以降低YP、提高延伸凸缘成形性的目的积极地有效利用Cr，但是，Cr不仅是昂贵的元素，而且大量添加会使卷边加工部的耐腐蚀性显著变差。即，使用比以往的YP低的复合组织钢制作车门外壳、发动机外罩等部件，并评价其在潮湿环境下的耐腐蚀性时，结果确认到卷边加工部的穿孔寿命比现有钢减少1～4年的钢板。例如，对于添加了0.42％的Cr的钢而言，穿孔寿命减少1年，对于添加了0.60％的Cr的钢而言，穿孔寿命减少2.5年。这种穿孔寿命的减少在Cr低于0.40％时较小，低于0.30％时几乎不会发生。因此，为了确保良好的耐腐蚀性，Cr的含量需要低于0.40％。而且，为了赋予优良的耐腐蚀性，优选使Cr低于0.30％。从优化以下所示的[Mneq]的观点出发，Cr是可以任意添加的元素，其下限不受限定(包括Cr：0％)，但从低YP化的观点出发，优选添加的Cr为0.02％以上，更优选为0.05％以上。
[Mneq]：2.2以上且3.1以下
为了在确保优良的延伸凸缘性的同时确保低的YP，至少需要使钢组织为铁素体和主要是马氏体构成的复合组织。对于现有钢而言，多见延伸凸缘性并不优良、或者YP或YR并未得到充分降低的钢板，对其原因进行了调查，结果发现，对于延伸凸缘成形性差的钢板而言，作为第二相，在马氏体和少量的残余γ的基础上，还生成有珠光体；对于YP较高的钢板而言，在马氏体和少量的残余γ的基础上，还生成有珠光体或贝氏体。该珠光体易与硬质马氏体邻接生成，并易成为剪切端面上的裂缝的起点，因此，在含有马氏体的钢中，即使珠光体微量存在也会使延伸凸缘成形性显著变差。此外，贝氏体是硬质相，使YP显著升高。
该珠光体和贝氏体为约1μm～约2μm，微细，并与马氏体邻接生成，因此，在光学显微镜下很难与马氏体辨别开，可以通过使用SEM以3000倍以上的倍率进行观察来辨别。例如，在详细调查现有的0.03％C-1.5％Mn-0.5％Cr钢的组织时，通过光学显微镜下的观察或以1000倍左右的倍率进行的利用SEM的观察，仅可以辨别出粗大的珠光体，测定得出珠光体或贝氏体占第二相的体积率为10％左右，但是，通过4000倍的SEM观察进行详细调查时，珠光体或贝氏体在第二相的体积率中所占有的比例为30～40％。通过抑制这种珠光体或贝氏体，可以同时获得低YP和高延伸凸缘成形性。
为了在退火后实施缓冷却的CGL热滞后中充分减少这种微细的珠光体或贝氏体，调查了各种元素的淬透性。结果发现，除了至今为止作为淬透性元素所公知的Mn、Cr、Mo、V、B之外，P也具有较大的提高淬透性的效果。此外，B在与Ti、Al复合添加时，其提高淬透性的效果显著增加，但添加到预定量以上，其提高淬透性的效果达到饱和，这些效果可以如下式以Mn当量式的方式来表示。
[Mneq]＝[％Mn]+1.3[％Cr]+8[％P]+150B*+2[％V]+3.3[％Mo]
B*＝[％B]+[％Ti]/48×10.8×0.9+[％Al]/27×10.8×0.025
其中，当[％B]＝0时，设B*＝0；当B*≥0.0022时，设B*＝0.0022。
其中，[％Mn]、[％Cr]、[％P]、[％B]、[％V]、[％Mo]、[％Ti]、[％Al]分别表示Mn、Cr、P、B、V、Mo、Ti、sol.Al的含量。
B*是表示通过添加B、Ti、Al使固溶B残留而提高淬透性的效果的指标，在无B钢中无法得到B添加带来的效果，因此B*＝0。而且，B*为0.0022以上时，由B带来的提高淬透性的效果达到饱和，因此设B*为0.0022。
通过使该[Mneq]为2.2以上，在退火后实施缓冷却的CGL热滞后中还能充分抑制珠光体及贝氏体。因此，为了在降低YP的同时确保优良的延伸凸缘成形性，需要使[Mneq]为2.2以上。而且，从低YP化、提高延伸凸缘成形性的观点出发，优选使[Mneq]为2.3以上，更加优选使其为2.4以上。在[Mneq]超过3.1的情况下，Mn、Mo、Cr、P的添加量会过多，将难以同时确保充分低的YP和优良的耐腐蚀性。因此，使[Mneq]为3.1以下。
Mn：1.0％以上且1.9％以下
如上所述，为了在低YP化的同时提高延伸凸缘成形性，至少需要优化[Mneq]，但仅是这样并不充分，需要将Mn量和下述Mo、P、B的含量控制在预定范围内。即，Mn是为了提高淬透性、并且使第二相中马氏体的比率增加而添加的。但是，其含量如果过多时，退火过程中的α→γ相变温度变低，在再结晶再结晶之后的微细的铁素体晶界或再再结晶过程中回复晶粒的界面处生成γ粒，因此，铁素体晶粒伸展而变得不均匀，同时，第二相微细化而使YP升高，因此，使Mn量为1.9％以下。另一方面，Mn量过少时，即使大量添加其他元素也很难确保充分的淬透性。而且，MnS大多数呈微细分散，耐腐蚀性变差。为了确保充分的淬透性及耐腐蚀性，需要添加至少1.0％以上的Mn。
因此，使Mn量为1.0％以上且1.9％以下。而且，从提高耐腐蚀性的观点出发，优选使Mn为1.2％以上，进而，从低YP化的观点出发，优选使Mn量为1.8％以下。
Mo：低于0.15％
从提高淬透性来抑制珠光体的生成、提高延伸凸缘成形性的观点出发，可以添加Mo。但是，Mo与Mn一样，使第二相微细化的作用较强，而且使铁素体晶粒微细化的作用也较强。因此，过量添加Mo会使YP显著增加。此外，Mo是极为昂贵的元素，添加量多会显著增加成本。因此，从YP的降低及低成本化的观点出发，将Mo的添加量限定在低于0.15％(包括0％)。从进一步低YP化的观点出发，优选使Mo为0.05％以下，更优选使其为0.02％以下。最优选为不含有Mo。
[％Mn]+3.3[％Mo]≤1.9
为了进行低YP化，在控制Mn、Mo各自的含量的基础上，还需要将它们的含量控制在预定范围内。它们的含量的加权当量式[％Mn]+3.3[％Mo]超过1.9时，YP会升高，因此，需要使[％Mn]+3.3[％Mo]在1.9以下。
P：0.015％以上且0.050％以下
在本发明中，P是实现低YP化及提高延伸凸缘成形性的重要元素。即，通过将P与下述Cr和B并用，并且使其含量在预定范围内，可以以低制造成本同时获得低YP化和优良的延伸凸缘成形性，同时还可确保优良的耐腐蚀性。
P作为现有的固溶强化元素被有效利用，从低YP化的观点出发，认为优选降低其含量。但是，由上可知，即使添加微量P，也能具有很大的提高淬透性的效果，而且P具有使第二相均匀且粗大地分散于铁素体晶界三相点的效果，因此，在相同Mn当量下，与有效利用Mn和Mo相比，有效利用P会使YP变低。而且，还具有改善强度与延伸凸缘成形性的平衡和提高耐腐蚀性的作用。因此，通过有效利用P作为淬火元素来减少Mn、Mo的添加量，可以同时获得低YP和高延伸凸缘成形性，通过有效利用P来减少Cr，耐腐蚀性显著提高。
图1、图2示出了对钢(标记◆)的YP和延伸凸缘成形性(扩孔率：λ)的关系进行调查的结果，所述钢中C：0.028％、Si：0.01％、Mn：1.6％、P：0.005～0.054％、S：0.005％、sol.Al：0.05％、Cr：0.20％、N：0.003％、B：0.001％。此外，作为比较，将Mn为1.9％的高Mn钢(标记×)、Cr为0.42％的高Cr钢(标记○)、Cr为tr.且Mo为0.18％的高Mo钢(标记●)的特性值一并示出。在比较钢中，其他元素与P发生变化的基体钢相同。
试验片按照下述方法制作。即，将27mm厚的钢坯加热至1200℃后，在终轧温度850℃下热轧至2.8mm，轧制后立即进行水喷雾冷却，在570℃下实施1hr的卷取处理。进而，以轧制率73％冷轧至0.75mm后，以680～750℃范围内的平均加热速度为2℃/sec的方式进行加热，在780℃下均热保持40sec后，以从退火温度开始至浸渍到460℃的镀锌浴时为止的平均冷却速度为7℃/sec、并且使480℃以下的温度范围内的保持时间为10sec的方式进行冷却，然后，浸渍到460℃的镀锌浴中实施热镀锌处理，然后，在510℃下保持15sec以对镀层进行合金化处理，然后，以25℃/sec的平均冷却速度冷却至300℃以下的温度范围，以0.1％的伸长率实施表面光轧。需要说明的是，使从300℃至20℃为止的冷却速度为10℃/s。
从所得到的钢板裁取JIS5号拉伸试验片，进行拉伸试验(依据JISZ2241)。而且，通过依据日本钢铁联盟标准JFST1001的规定的扩孔试验来评价延伸凸缘成形性。即，使用冲头直径为10mm、冲模直径为10.2mm(间隙13％)的冲裁工具对100mm×100mm的方形尺寸的样品进行冲裁后，使用顶角为60度的圆锥冲头，以使冲裁孔形成时产生的毛刺在外侧的方式，进行扩孔直至产生贯穿板厚的裂纹，将此时的初始孔径(mm)设为d0、将裂纹产生时的孔径(mm)设为d，求出扩孔率λ(％)＝{(d-d0)/d0}×100。
由图1、图2可知，在将Mn添加量控制在较低的1.6％的钢中，通过添加P，在改善淬透性，形成铁素体和马氏体或残余γ主体的组织的同时，第二相均匀分散，因此，YP显著降低的同时扩孔率λ显著增加。P的添加量在0.015％以上且0.050％以下时，YP被抑制在220MPa以下，能够得到TS×λ≥38000(MPa·％)、λ≥90％的高λ。通过添加P，TS、λ两者均增加，因此，TS×λ由于P的添加而显著增加。与此相反，对于大量添加Mn、Mo的钢，其λ高但YP也高。另一方面，对于大量添加Cr的钢，其YP低且λ也高，但由于Cr的添加量多，其耐腐蚀性显著变差。
为了获得这种由P添加带来的低YP化、延伸凸缘性的提高、耐腐蚀性的改善等效果，需要至少添加0.015％以上的P。
但是，添加的P超过0.050％时，提高淬透性的效果和组织的均匀化、粗大化效果达到饱和，同时固溶强化量变得过大而将无法得到低YP。而且，添加的P超过0.050％时，铁基与镀层的合金化反应显著延迟，耐粉化性变差。而且，焊接性也变差。因此，使P量在0.050％以下。
B：0.005％以下
B具有使铁素体晶粒和马氏体均匀、粗大化的作用、使淬透性提高而抑制珠光体的作用。因此，通过确保预定量的[Mneq]的同时将Mn用B代替，可以在确保高延伸凸缘成形性的同时谋求低YP化。但是，添加的B超过0.005％时，铸造性和轧制性显著降低。因此，优选添加的B在0.005％以下的范围内。为了进一步发挥由B添加带来的低YP化的效果，优选添加的B为0.0002％以上，更优选为超过0.0010％。
([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)＜3.5
为了同时具备极低的YP和高延伸凸缘成形性，在优化Mn当量和优化Mn、Mo的添加量的基础上，还需要将Mn、Mo等元素与Cr、P、B等元素的组成比控制在预定范围内，其中，Mn、Mo等元素具有使第二相和铁素体晶粒微细化的作用，Cr、P、B等元素具有使第二相均匀粗大地分散的作用。由此，形成第二相分散在晶界三相点的组织，能在保持高延伸凸缘成形性的同时得到低YP。
图3示出了对钢的([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)和YP的关系进行调查的结果，所述钢中C：0.027％、Si：0.01％、Mn：1.5～2.2％、P：0.002～0.048％、S：0.003％、sol.Al：0.06％、Cr：0.15～0.33％、N：0.003％、B：0～0.0016％、Ti：未添加、Mo：0.01％、V：0.01％，平衡Mn的添加量和P、Cr、B的添加量，使[Mneq]在2.50至2.55的范围内大致恒定。样品的制作方法及YP的评价方法与之前(图1、2的情况)相同。由此，([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)低于3.5时YP将降低，低于2.8时可得到更低的YP。需要说明的是，上述钢均具有TS≥440MPa的强度。
因此，为了更加明确适当的[Mneq]、[％Mn]+3.3[％Mo]、([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)的范围，对于Mn、P、Cr、B的组成发生宽泛变化的钢，调查了其机械特性。样品钢的化学成分为C：0.022～0.030％、Si：0.1％、Mn：1.36～2.17％、P：0.001～0.042％、S：0.008％、sol.Al：0.06％、N：0.003％、B：0～0.0018％、Cr：0.20～0.38％、Mo：0.01％、V：0.01％、Ti：0～0.005％，并调整C量使第二相的体积率在约4％～约5％的范围内大致恒定。样品的制作方法与之前相同。
将得到的结果示于图4中。在图4中，将YP≤215MPa且TS×λ≥40000(MPa·％)的钢板用●表示，将215MPa＜YP≤220MPa且TS×λ≥40000(MPa·％)的钢板用○表示，将215MPa＜YP≤220MPa且38000(MPa·％)≤TS×λ＜40000(MPa·％)的钢板用△表示。另外，将不满足上述特性的YP＞220MPa或TS×λ＜38000(MPa·％)的钢板用◆表示。
由此可知，当满足[Mneq]为2.2以上、[％Mn]+3.3[％Mo]为1.9以下、且([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)＜3.5的情况下，可以同时获得低YP和高TS×λ。而且，当满足[Mneq]为2.3以上时，TS×λ进一步提高，满足([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)＜2.8时，YP进一步降低，能够同时获得非常低的YP和高TS×λ。这种钢板具有主要为铁素体且包含马氏体的组织，且珠光体和贝氏体的生成量降低。而且，铁素体晶粒均匀、粗大，马氏体主要均匀地分散在铁素体晶粒的三相点。
由此，使[％Mn]+3.3[％Mo]为1.9以下。而且，使([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)低于3.5，更优选使其低于2.8。
C：超过0.015％且低于0.10％
C是用于确保预定量的第二相的体积率所必需的元素。C量少则不能形成第二相，虽然扩孔性增加，但YP显著增加。为了确保预定量的第二相的体积率而得到充分低的YP，需要使C超过0.015％。从提高耐时效性、进一步降低YP的观点出发，优选使C为0.02％以上。另一方面，C量为0.10％以上时，第二相的体积率会过多而使YP增加，延伸凸缘成形性也降低。而且，焊接性也会变差。因此，使C量低于0.10％。为了在获得更低YP的同时确保优良的延伸凸缘成形性，优选使C量低于0.060％，更加优选使其低于0.040％。
Si：0.5％以下
Si具有通过微量添加而使热轧时氧化皮的生成延迟而改善表面质量的效果、使镀浴中或合金化处理中铁与锌的合金化反应适当延迟的效果、使钢板的显微组织更均匀、粗大化的效果等，因此，从上述观点出发，可以添加Si。但是，添加的Si超过0.5％时，镀层的外观质量变差而难以将其应用于外板，同时导致YP升高，因此，使Si量为0.5％以下。而且，从提高表面质量、降低YP的观点出发，优选使Si为0.3％以下，更优选使其为低于0.2％。Si是可任意添加的元素，其下限不受限定(包括Si：0％)，但从上述观点出发，优选添加的Si为0.01％以上，更优选为0.02％以上。
S：0.03％以下
S具有通过适量含有来提高钢板的一次氧化皮的剥离性、提高镀层外观质量的作用，因此可以含有S。但是，S的含量多时，钢中析出的MnS会过多，从而使钢板的拉伸性、延伸凸缘成形性降低。此外，在对钢坯进行热轧时使热轧性降低，容易产生表面缺陷。而且使耐腐蚀性稍稍降低。因此，使S量为0.03％以下。从提高延伸凸缘成形性和耐腐蚀性的观点出发，优选使S为0.02％以下，更优选使其为0.01％以下，进一步优选使其为0.002％以下。
sol.Al：0.01％以上且0.5％以下
Al是以固定N来促进B的提高淬透性的效果的目的、提高耐时效性的目的、减少夹杂物来提高表面质量的目的而添加的。从提高B的提高淬透性的效果、耐时效性的观点出发，使sol.Al的含量为0.01％以上。为了更好地发挥上述效果，优选含有的sol.Al为0.015％以上，更优选为0.04％以上。另一方面，即使添加的sol.Al超过0.5％，使固溶B残留的效果、提高耐时效性的效果达到饱和，徒然增加成本。而且，使铸造性变差，从而使表面质量变差。因此，使sol.Al为0.5％以下。从确保优良的表面质量的观点出发，优选使sol.Al低于0.2％。
N：0.005％以下
N是在钢中形成BN、AlN、TiN等氮化物的元素，并且具有弊端，其通过形成BN而使B的低YP化的同时提高延伸凸缘成形性的效果消失。而且，形成微细的AlN，使晶粒生长性降低，使YP升高。而且，固溶N残余时，耐时效性变差。从上述观点出发，必须严格控制N。N含量超过0.005％时，YP升高的同时耐时效性变差，面向外板的应用性不充分。因此，使N的含量为0.005％以下。从减少AlN的析出量而进一步降低YP的观点出发，优选使N为0.004％以下。
Ti：低于0.020％
Ti具有固定N而提高B的提高淬透性的效果、耐时效性的效果和提高铸造性的效果，为了辅助获得上述效果，可以任意添加Ti。但是如果其含量多，具有在钢中形成TiC、Ti(C，N)等微细的析出物而使YP显著升高、同时在退火后的冷却中生成TiC而使BH减少的作用，因此，添加时需要将Ti的含量控制在适当范围内。Ti的含量达到0.020％以上时，YP会显著增加。因此，使Ti的含量低于0.020％。Ti是可任意添加的元素，其下限不受限定(包括Ti：0％)，但为了通过TiN的析出来固定N，从而发挥B的提高淬透性的效果，优选使Ti的含量为0.002％以上，并且为了抑制TiC的析出而得到低YP，优选使Ti的含量低于0.010％。
V：0.4％以下
V是提高淬透性的元素，对YP和延伸凸缘成形性的影响小，且使镀层质量和耐腐蚀性变差的作用也小，因此，可有效利用V来代替Mn和Cr。从上述观点出发，优选添加的V为0.002％以上，更优选为0.01％以上。但是，添加的V超过0.4％时，会显著增加成本，因此，优选添加的V为0.4％以下。
余量为铁及不可避免的杂质，但也可以进一步含有预定量的以下元素。
下述Nb、W及Zr中的至少一种：
Nb：低于0.02％
Nb具有使组织细粒化的同时使NbC、Nb(C，N)析出而强化钢板的作用，因此，从高强度化的观点出发，可以添加Nb。从上述观点出发，优选添加的Nb为0.002％以上，更优选为0.005％以上。但是，添加的Nb为0.02％以上时，YP会显著升高，因此，优选添加的Nb低于0.02％。
W：0.15％以下
W可作为淬透性元素、析出强化元素加以有效利用。从上述观点出发，优选添加的W为0.002％以上，更优选为0.005％以上。但是，其添加量过多会导致YP升高，因此，优选添加的W为0.15％以下。
Zr：0.1％以下
Zr也同样可以作为淬透性元素、析出强化元素加以有效利用。从上述观点出发，优选添加的Zr为0.002％以上，更优选为0.005％以上。但是，其添加量过多会导致YP升高，因此，优选添加的Zr为0.1％以下。
下述Cu、Ni、Ca、Ce、La及Mg中的至少一种：
Cu：0.5％以下
Cu可稍稍提高耐腐蚀性，因此，从提高耐腐蚀性的观点出发，优选添加Cu。而且，Cu是将废金属作为原料有效利用时掺入的元素，通过容许掺入Cu，可以将回收材料作为原材料有效利用，削减制造成本。从提高耐腐蚀性的观点出发，优选添加的Cu为0.01％以上，更优选为0.03％以上。但是，其含量过多会成为表面缺陷的原因，因此，优选使Cu为0.5％以下。
Ni：0.5％以下
Ni也是具有提高耐腐蚀性的作用的元素。而且，Ni具有减轻在含有Cu时易产生的表面缺陷的作用。因此，从提高耐腐蚀性的同时改善表面质量的观点出发，优选添加的Ni为0.01％以上，更优选为0.02％以上。但是，Ni的添加量如果过多，加热炉内的氧化皮生成将不均匀而成为表面缺陷的原因，同时成本将显著增加。因此，使Ni为0.5％以下。
Ca：0.01％以下
Ca具有以CaS的形式固定钢中的S、以及增加腐蚀生成物中的pH来提高卷边加工部和点焊部周边的耐腐蚀性的作用。而且，由于CaS的生成，抑制了使延伸凸缘成形性降低的MnS的生成，具有提高延伸凸缘成形性的作用。从上述观点出发，优选添加的Ca为0.0005％以上。但是，在钢水中，Ca容易以氧化物的形式漂浮分离，难以使其在钢中大量残余。因此，使Ca的含量为0.01％以下。
Ce：0.01％以下
为了固定钢中的S，提高延伸凸缘成形性及耐腐蚀性，也可以添加Ce。从上述观点出发，优选添加的Ce为0.0005％以上。但是，由于Ce是昂贵的元素，大量添加会导致成本增加。因此，优选添加的Ce为0.01％以下。
La：0.01％以下
为了固定钢中的S，提高延伸凸缘成形性及耐腐蚀性，也可以添加La。从上述观点出发，优选添加的La为0.0005％以上。但是，由于La是昂贵的元素，大量添加会导致成本增加。因此，优选添加的La为0.01％以下。
Mg：0.01％以下
从使氧化物微细分散、而使组织均匀化的观点出发，可以添加Mg。从上述观点出发，优选添加的Mg为0.0005％以上。但是，其含量多会使表面质量变差，因此，优选添加的Mg为0.01％以下。
下述Sn及Sb中的至少一种：
Sn：0.2％以下
从抑制钢板表面的氮化、氧化、或由氧化产生的钢板表层数十微米区域的脱碳和脱B的观点出发，优选添加Sn。由此，可改善疲劳特性、耐时效性、表面质量等。从抑制氮化和氧化的观点出发，优选添加的Sn为0.002％以上，更优选为0.005％以上，但是，超过0.2％会导致YP升高、韧性变差，因此，优选含有的Sn为0.2％以下。
Sb：0.2％以下
与Sn相同，从抑制钢板表面的氮化、氧化，或由氧化产生的钢板表层数十微米区域的脱碳、脱B的观点出发，优选添加Sb。通过抑制这种氮化和氧化，可防止在钢板表层马氏体生成量的减少、防止由B减少所导致的淬透性降低，改善疲劳特性和耐时效性。而且，可以提高热镀锌的润湿性，从而提高镀层的外观质量。从抑制氮化和氧化的观点出发，优选添加的Sb为0.002％以上，更优选为0.005％以上，但是，超过0.2％会导致YP升高、韧性变差，因此，优选含有的Sb为0.2％以下。
2)组织
本发明的钢板组织主要由铁素体、马氏体、微量的残余γ、珠光体、贝氏体构成，此外还含有微量的碳化物。首先，对这些组织形态的测定方法进行说明。
将钢板的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)研磨后，用硝酸乙醇腐蚀，在钢板1/4厚度位置用SEM在4000倍的倍率下观察10个视野，将拍摄的组织照片进行图像分析，测定第二相的面积率，据此求出第二相的体积率。即，本发明的钢板在轧制方向、轧制直角方向上的组织形态的差别较小，在任意方向上测定的第二相的面积率均为大致相同的值，因此，此处将在L截面上测定的第二相的面积率作为第二相的体积率。
在组织照片中，铁素体为稍黑色反差的区域，将碳化物呈层状或点阵状生成的区域作为珠光体或贝氏体，带有白色反差的粒子作为马氏体或残余γ。对于马氏体和残余γ的体积率而言，可以通过测定该白色反差区域的面积率来求出。需要说明的是，对于在SEM照片上观察到的直径0.4μm以下的微细的点状粒子而言，通过TEM观察主要是碳化物，而且，它们的面积率非常少，因此认为其对材料性质几乎没有影响，因此，从体积率的评价中排除粒径为0.4μm以下的粒子，以含有主要是马氏体并含有微量残余γ的白色反差的粒子、及作为珠光体和贝氏体的层状或点阵状的碳化物的组织为对象，求出体积率。第二相的体积率表示这些组织的总量。在这种第二相粒子中，将与3条以上的铁素体晶界相接的粒子作为存在于铁素体晶界三相点的第二相粒子，求出其体积率。需要说明的是，第二相之间邻接存在的情况下，两者的接触部分如果与晶界具有相同宽度则分别计数，比晶界的宽度宽的情况，即以某种宽度接触的情况下，作为一个粒子计数。
利用以Co为目标的KαX射线源，在钢板1/4厚度的位置进行X射线衍射，得到α的{200}{211}{220}面、γ的{200}{220}{311}面的积分强度比，由此求出残余γ的体积率。
通过从利用上述SEM观察求出的马氏体及残余γ的体积率中，减去利用X射线衍射求出的残余γ的体积率，由此求出马氏体的体积率。
第二相的体积率：2～12％
为了得到低YP，需要使第二相的体积率在2％以上。但是，第二相的体积率超过12％时，YP升高的同时延伸凸缘成形性变差。因此，使第二相的体积率在2～12％的范围内。进而，为了得到低YP和优良的延伸凸缘成形性，优选使第二相的体积率为10％以下，更优选使其为8％以下，进一步优选使其为6％以下。
马氏体的体积率：1～10％
为了得到低YP，需要使马氏体的体积率在1％以上。但是，马氏体的体积率超过10％时，YP升高的同时延伸凸缘成形性变差。因此，使马氏体的体积率在1～10％的范围内。进而，为了得到低YP和优良的延伸凸缘成形性，优选使马氏体的体积率为8％以下，更优选使其为6％以下。
残余γ的体积率：0～5％
本发明中，可以含有0～5％的残余γ。即，本发明中，钢的成分组成得以优化，并且CGL中的加热速度、冷却速度、480℃以下的保持时间得以优化，因此，残余γ主要在晶界三相点粗大地生成。而且，与马氏体和贝氏体相比，残余γ更加软质，也没有形成于马氏体周围的淬火应变。因此可知，在该钢中形成的残余γ的体积率在5％以下时，几乎无助于YP的升高。但是，残余γ的体积率超过5％时，YP稍稍升高的同时延伸凸缘成形性变差。因此，使残余γ的体积率在0～5％的范围内。从提高延伸凸缘成形性的观点出发，优选使残余γ的体积率为4％以下，更优选使其为3％以下。
马氏体及残余γ的体积率相对于第二相体积率的比率：70％以上
在退火后实施缓冷却的CGL的热滞后中，如果不对[Mneq]进行优化，微细的珠光体与马氏体邻接生成而使延伸凸缘成形性显著变差，同时贝氏体生成而使YP升高。为了充分抑制珠光体及贝氏体来同时确保低YP和优良的延伸凸缘成形性，需要使马氏体及残余γ的体积率相对于第二相体积率的比率需要在70％以上。
第二相体积率中存在于晶界三相点的第二相的体积率的比率：50％以上
为了在确保优良的延伸凸缘成形性的同时充分降低YP，除需要控制第二相的种类和体积率之外，还需要优化第二相的存在位置。即，即使是第二相体积率相同、马氏体及残余γ相对于第二相的体积率的比率相同的钢板，第二相微细且不均匀地生成的钢板的YP较高。而且，第二相不均匀地生成时，延伸凸缘成形性降低。与此相反，发现对于第二相主要均匀、粗大地分散在晶界三相点的钢板而言，维持高延伸凸缘成形性的同时YP得以降低。此外，还发现为了得到这样的低YP和高延伸凸缘成形性，优选将第二相体积率中存在于晶界三相点的第二相的体积率的比率控制在50％以上。即，作为第二相的存在位置，可以考虑铁素体粒内、铁素体晶界中的任意一处，但第二相通常选择在能量上稳定的铁素体晶界处生成。通常，第二相中80％以上在铁素体晶界处析出。因此，第二相易在铁素体晶界上连接生成，并且不均匀地分散。另一方面，通过优化钢组成和退火条件，在铁素体晶界中也可以使第二相分散在晶界的三相点。这种情况下，第二相均匀地分散。通过这样控制组织形态，可以使第二相粗大地分散的同时减少第二相之间的连接处，并且可以在降低YP的同时维持高延时凸缘成形性。对于YP降低的原因尚未明确，但认为是通过第二相均匀、粗大地分散，充分确保马氏体晶粒之间的间隔，从而在初期的马氏体周围的变形容易产生。因此，使第二相体积率中存在于晶界三相点的第二相的体积率的比率在50％以上。
上述组织形态可以通过优化Mn、Mo、Cr、P、B等的组成范围、并且优化退火时的加热速度等而得到。
3)制造条件
本发明的钢板可根据下述方法制造，如上所述，将具有如上所限定的成分组成的钢坯进行热轧及冷轧后，在连续热镀锌线(CGL)中，以低于5.0℃/sec的平均加热速度在680～750℃的温度范围内进行加热，再以750℃以上且830℃以下的退火温度进行退火，以从所述退火温度开始直至浸渍到镀锌浴时为止的平均冷却速度为2～30℃/sec、并且使480℃以下的温度范围的保持时间为30sec以下的方式进行冷却，然后浸渍到镀锌浴中进行镀锌，镀锌后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却至300℃以下，或镀锌后进一步实施镀层的合金化处理，合金化处理后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却至300℃以下。
热轧：
将钢坯进行热轧时，可以采用将钢坯加热后进行轧制的方法、将连铸后的钢坯并不进行加热而是直接进行轧制的方法、对连铸后的钢坯实施短时间加热处理后再进行轧制的方法等来进行。热轧可以根据常规方法实施，例如，可以使钢坯加热温度为1100～1300℃、使终轧温度为Ar3相变点～Ar3相变点+150℃、使卷取温度为400～720℃。从降低r值的面内各向异性的观点、提高BH的观点出发，优选使热轧后的冷却速度为20℃/秒以上，优选使卷取温度为600℃以下。
为了得到用于外板的美观的镀层表面质量，优选使钢坯加热温度为1250℃以下，为了除去在钢板表面生成的一次、二次氧化皮，优选充分进行除氧化皮，使终轧温度为900℃以下。
冷轧：
在冷轧中，可以使轧制率为50～85％。从提高r值来提高深拉深性的观点出发，优选使轧制率为65～73％，从降低r值及YP的面内各向异性的观点出发，优选使轧制率为70～85％。
CGL：
对冷轧后的钢板，在CGL中实施退火和镀层处理，或在镀层处理后进一步实施合金化处理。为了得到用于同时具备低YP和优良的延伸凸缘成形性的期望的组织形态，退火时的加热速度是必须加以控制的重要制造条件。图5示出了钢在退火时680～750℃的平均加热速度与YP、扩孔率之间的关系，所述钢含有C：0.028％、Si：0.01％、Mn：1.73％、P：0.030％、Cr：0.15％、sol.Al：0.06％、B：0.0013％。需要说明的是，对于加热速度以外的样品制作条件，采用与之前(图1、2的情况)相同的条件。退火时的加热速度低于5℃/秒时，第二相均匀、粗大地分散，并且YP显著降低。而且，此时扩孔率维持在较高的值。即，通过优化加热速度，可同时具备低YP和高延伸凸缘成形性。退火时680～750℃范围中的加热速度对YP产生显著的影响，是由于在该温度范围内再结晶和α→γ相变同时进行，如果加热速度快，再结晶未充分完成就直接进行α→γ相变，γ在未再结晶晶粒的界面大量生成，冷却后第二相微细分散。由此，使退火时680～750℃的平均加热速度低于5℃/秒。
使退火温度为750℃以上且830℃以下。在低于750℃时，碳化物的固溶不充分，将不能稳定地确保第二相的体积率。超过830℃时，易生成珠光体和贝氏体，残余γ的生成量会过多，因而将不能得到充分低的YP。对于均热时间而言，在通常的连续退火中实施的750℃以上的温度范围内优选为20秒以上且200秒以下，更优选为40秒以上且200秒以下。
均热后，以从退火温度开始直至浸渍到通常保持在450～500℃的镀锌浴时为止的平均冷却速度为2～30℃/秒，并且使该冷却过程中480℃以下的温度范围的保持时间为30秒以下的方式进行冷却。通过将冷却速度控制在2℃/秒以上，可抑制在500～650℃的温度范围内生成珠光体，得到优良的延伸凸缘成形性。而且，通过使冷却速度为30℃/秒以下，可以抑制贝氏体或残余γ的生成量过量，同时降低在晶界三相点以外生成的第二相的体积率，从而将YP抑制在较低水平。而且，通过将480℃以下的温度范围内的保持时间控制在30秒以下，可以抑制微细的贝氏体、微细的残余γ、微细的马氏体在晶界三相点以外的位置生成，从而将YP抑制在较低水平。
然后，浸渍到镀锌浴中进行镀锌，但也可以根据需要，通过进一步在470～650℃的温度范围内保持40秒以内来实施合金化处理。对于现有的未对[Mneq]进行优化的钢板而言，通过实施所述合金化处理，材料性质显著变差，但对于本发明的钢板而言，YP升高较小，可以得到良好的材料性质。
镀锌后、或合金化处理的情况下进行合金化处理后，以平均冷却速度5～100℃/秒的冷却速度冷却至300℃以下。如果冷却速度比5℃/秒慢，则在550℃左右生成珠光体，并且在400℃～450℃温度范围内生成贝氏体，从而使YP升高。而且，如果冷却终止温度超过300℃，则马氏体的回火显著进行，从而使YP升高。另一方面，如果冷却速度比100℃/秒大，则连续冷却中产生的马氏体的自回火会将变得不充分，马氏体过度硬质化，从而延伸凸缘成形性降低。对于低于300℃的温度范围的冷却速度并没有特别规定，但是若以现有的退火设备的冷却线长度和冷却方式中可采用的0.1～1000℃/s的通常范围内的冷却速度进行冷却，能够得到期望的特性。在存在可进行回火平整处理的设备的情况下，从低YP化的观点出发，也可以在300℃以下的温度下实施30秒～10分钟的过时效处理。
从表面粗糙度的调整、板形状的平坦化等使冲压成形性稳定的观点出发，可以对所得到的镀锌钢板实施表皮光轧。这种情况下，从低YP化、高El化的观点出发，优选使表皮伸长率为0.1～0.6％。
实施例
将表1及表2中所示的钢编号A～AL的钢熔炼后，连铸成230mm厚的钢坯。
将该钢坯加热至1180～1250℃后，在820～900℃的范围的终轧温度下进行热轧。然后，以15～35℃/秒的平均冷却速度冷却至640℃以下，在卷取温度CT：400～640℃下进行卷取。对得到的热轧板以70～77％的轧制率进行冷轧，制成板厚为0.8mm的冷轧板。
在CGL中，将得到的冷轧板如表3及表4所示，以680～750℃的温度范围的加热速度(平均加热速度)为0.8～18℃/秒的方式进行加热，在退火温度AT下进行退火40秒，以从退火温度AT开始直至镀浴温度为止的平均冷却速度为表3及表4所示的一次冷却速度进行冷却。而且，此时，将冷却至480℃以下后直至浸渍到镀浴中时为止的时间作为480℃以下的保持时间，示于表3及表4中。然后浸渍到热镀锌浴中进行镀锌，进而实施合金化处理后、或者对于镀锌后不进行合金化处理的钢板而言则镀锌后，以从镀锌浴温度开始直至300℃为止的平均冷却速度为表3及表4所示的二次冷却速度的方式冷却至300℃以下，对于镀锌后进行合金化处理的钢板，合金化处理后以从合金化温度开始直至300℃以下的平均冷却速度为表3及表4所示的二次冷却速度的方式冷却至300℃以下。镀锌在浴温为460℃、浴中Al为0.13％的条件下进行，合金化处理是在浸渍到镀浴中后，以15℃/秒的平均加热速度加热至480～540℃，保持10～25秒以使镀层中Fe含量为9～12％范围内。镀层附着量为每单侧45g/m2，并使双面附着。需要说明的是，使300℃～20℃为止的冷却速度为10℃/s。对所得到的热镀锌钢板实施伸长率为0.1％的表面光轧，并裁取样品。
对于得到的样品，根据前述的方法，调查了第二相的体积率、马氏体及残余γ的体积率相对于第二相体积率的比率(第二相中马氏体及残余γ的比率)、第二相中存在于晶界三相点的第二相的体积率的比率(第二相中存在于晶界三相点的第二相的比率)。此外，利用SEM观察分离钢组织的类别。而且，延轧制方向和直角方向裁取JIS5号试验片，进行拉伸试验(依据JIS Z2241)，来评价YP、TS。而且，利用前述方法评价扩孔率λ。
而且，利用模拟卷边加工部和点焊部周边的结构体，评价各钢板的耐腐蚀性。即，重叠2片所得到的钢板进行点焊，使钢板之间呈密接的状态，进而实施模拟实际车辆中的涂装工序的化学转化处理、电镀涂装，然后，在SAEJ2334循环腐蚀条件下进行腐蚀试验。使电镀涂装膜厚为20μm。对于经过90个循环后的腐蚀样品，除去腐蚀生成物，求出从预先测定的原始板厚中板厚的减少量，将其作为腐蚀减量。
将结果示于表3及表4中。
本发明例的钢板，与现有的未对Cr、Mn、P的含量进行优化的钢相比，其腐蚀减量显著减少，并且与Mn当量较低的钢、添加大量Mn的钢、添加Mo的钢、或退火时的加热速度未得到优化的钢相比，对于相同TS水平的钢而言，具有低YP即低YR，同时具有高扩孔率λ。
即，现有的添加了大量Cr的钢V、W，其腐蚀减量明显较大，为0.53～0.78mm。这种钢在实际部件中的穿孔寿命也会降低1～2.5年，因此很难将其作为外板使用。此外，即使Cr低于0.40％但未对P、Mn的含量进行优化的钢T、U、Y的腐蚀减量稍大，为0.43～0.46mm。与此相反，本发明钢的腐蚀减量大幅度降低，为0.22～0.39mm。需要说明的是，虽然未记录在表中，但也对现有的340BH一并进行了耐腐蚀性的评价，结果，其腐蚀减量为0.34～0.37mm。需要说明的是，该钢(现有的340BH)的化学成分为C：0.002％、Si：0.01％、Mn：0.4％、P：0.05％、S：0.008％、Cr：0.04％、sol.Al：0.06％、Nb：0.01％、N：0.0018％、B：0.0008％。由此可知，本发明钢具有与现有钢大致相等的耐腐蚀性。其中，对于使Cr量低于0.30％的成分钢、使Cr量进一步减少的同时大量添加P的钢G、H、I、J、K、以及在减少Cr、大量添加P的基础上还复合添加了Ce、Ca、La的钢M、R、S，它们的耐腐蚀性也良好，对于复合添加Cu、Ni的钢N而言，其耐腐蚀性特别良好。
这样，在通过减少Cr并优化P来提高耐腐蚀性的钢中，对于进一步优化Mn当量、Mn、Mo的添加量([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)、退火时的加热速度的钢而言，珠光体和贝氏体的生成得到抑制的同时，存在于晶界三相点的第二相的比率增加，能在维持高延伸凸缘成形性的同时得到低YP。例如，使退火时的加热速度低于5.0℃/秒的钢A，其TS为440MPa级，并显示出220MPa以下的低YP、49％以下的低YR及38000MPa·％以上的高TS×λ(扩孔率)。钢B、C使Mn量减少的同时使P、B量增加，以相同的Mn当量依次降低([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)，并且用相同加热速度的钢进行比较，按照钢A、B、C的顺序，其存在于晶界三相点的第二相的比率依次增加，并且YP降低。由钢D、E可知，[Mneq]≥2.2时，第二相中马氏体及残余γ的比率增加，可得到低YP和高TS×λ(扩孔率)，而且通过将([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)控制在本发明范围内并增加[Mneq]，来进一步降低YP并提高λ。
而且，对于依次增加C量的钢G(TS：390MPa钢)、H(TS：490MPa钢)、I(TS：540MPa钢)、J(TS：590MPa钢)，由于TS的增加，YS增加且λ降低，但是，与Mn、Mo量和([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)未得到控制的现有钢相比，在相同强度水平时，具有同等以上的高TS×λ(扩孔率)，同时具有低YP。
另外，表3、表4中记载的发明例的钢板均满足第二相中80％以上在铁素体晶界生成，由此可知，为了在维持高延伸凸缘成形性的同时进行低YP化，即使铁素体晶界中，也需要使存在于晶界三相点的第二相的比率增加。
对于本发明范围的成分钢，如果其退火温度、退火时的加热速度、一次冷却速度、在480℃以下的温度范围内的保持时间、二次冷却速度在预定范围内，可得到预定的组织形态并可得到良好的材料性质。其中，通过降低退火时的加热速度、减少在480℃以下温度范围内的保持时间，可增加第二相中马氏体的比率和第二相中存在于晶界三相点的第二相的比率，从而得到更低的YP和高扩孔率λ。
与此相反，未对[Mneq]进行优化的钢T、Y的YP高且扩孔率λ低。即使对[Mneq]进行优化但未对([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)进行优化的钢U的YP高。添加过量P的钢AC的YP高。添加大量Mo的钢AD的YP高。未对Ti、C、N进行优化的钢AE、AF、AG的YP均高。
产业上的可利用性
根据本发明，可以低成本制造耐腐蚀性优良、YP低且扩孔率高的高强度热镀锌钢板。本发明的高强度热镀锌钢板同时具备优良的耐腐蚀性、优良的抗变形性和优良的延伸凸缘成形性，因此，可以实现汽车部件的高强度化和薄壁化。

Claims (10)

1.一种高强度热镀锌钢板，其特征在于，作为钢的成分组成，以质量％计，含有C：大于0.015％且小于0.10％、Si：0.5％以下、Mn：1.0％以上且1.9％以下、P：0.015％以上且0.050％以下、S：0.03％以下、sol.Al：0.01％以上且0.5％以下、N：0.005％以下、Cr：小于0.30％、B：0.005％以下、Mo：小于0.15％、V：0.4％以下、Ti：小于0.020％，而且满足2.2≤[Mneq]≤3.1及[％Mn]+3.3[％Mo]≤1.9、([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)＜3.5，余量由铁及不可避免的杂质组成，作为钢的组织，具有铁素体和第二相，第二相的体积率为2～12％，且第二相包含体积率为1～10％的马氏体和体积率为0～5％的残余γ，而且第二相中马氏体及残余γ的体积率的比率为70％以上，第二相体积率中存在于晶界三相点的第二相的体积率的比率为50％以上，
其中，[Mneq]、B*由下述式表示：[Mneq]＝[％Mn]+1.3[％Cr]+8[％P]+150B*+2[％V]+3.3[％Mo]、B*＝[％B]+[％Ti]/48×10.8×0.9+[％Al]/27×10.8×0.025，[％Mn]、[％Cr]、[％P]、[％B]、[％Ti]、[％Al]、[％V]、[％Mo]分别表示Mn、Cr、P、B、Ti、sol.Al、V、Mo的含量，当[％B]＝0时设B*＝0，B*≥0.0022时，设B*＝0.0022。
2.根据权利要求1所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，满足([％Mn]+3.3[％Mo])/(1.3[％Cr]+8[％P]+150B*)＜2.8。
3.根据权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有Nb：小于0.02％、W：0.15％以下及Zr：0.1％以下中的至少一种。
4.根据权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Ca：0.01％以下、Ce：0.01％以下、La：0.01％以下及Mg：0.01％以下中的至少一种。
5.根据权利要求3所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Ca：0.01％以下、Ce：0.01％以下、La：0.01％以下及Mg：0.01％以下中的至少一种。
6.根据权利要求1或2所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有Sn：0.2％以下及Sb：0.2％以下中的至少一种。
7.根据权利要求3所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有Sn：0.2％以下及Sb：0.2％以下中的至少一种。
8.根据权利要求4所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有Sn：0.2％以下及Sb：0.2％以下中的至少一种。
9.根据权利要求5所述的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有Sn：0.2％以下及Sb：0.2％以下中的至少一种。
10.一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有权利要求1～9中任一项所述成分组成的钢坯进行热轧及冷轧，然后，在连续热镀锌线CGL中，在680～750℃的范围内以低于5.0℃/秒的平均加热速度进行加热，然后在750℃以上且830℃以下的退火温度下进行退火，以从所述退火温度开始至浸渍到镀锌浴中时为止的平均冷却速度为2～30℃/秒、并且使480℃以下的温度范围的保持时间为30秒以下的方式进行冷却，然后浸渍到镀锌浴中进行镀锌，镀锌后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却至300℃以下，或者镀锌后进一步实施镀层的合金化处理，合金化处理后以5～100℃/秒的平均冷却速度冷却至300℃以下。
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